钢材和模具 |
|||||||
| 申请号 | CN202311327376.9 | 申请日 | 2023-10-13 | 公开(公告)号 | CN117904542A | 公开(公告)日 | 2024-04-19 |
| 申请人 | 大同特殊钢株式会社; | 发明人 | 河野正道; | ||||
| 摘要 | 本 发明 涉及一种 钢 材，含有：0.19≤C≤0.31 质量 ％、0.010≤V≤0.180质量％、Mn≤1.50质量％、5.60≤Cr≤6.60质量％、Cu+Ni≤0.84质量％、0.60≤Si≤1.40质量％、0.60≤Mo≤2.00质量％、0.001≤Al≤0.080质量％、以及0.003≤N≤0.040质量％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且Mn和Cr的含量满足Mn/Cr＞0.150。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种钢材，含有： |
||||||
| 说明书全文 | 钢材和模具技术领域背景技术[0002] 由于模具在使用中反复作用应力和热，因此要求模具用的钢材的硬度、耐冲击性、耐热裂解性、耐磨损性等多个特性优异。因此，关于具备这样特性的钢材，以往提出了各种方案。 [0004] 在该文献中，记载了以下两点：(A)当Si量为0.01质量％以上且小于0.25质量％时，可以得到具备工业上能够加工为模具形状程度的可切削性和热传导率比通用模具钢(例如JIS SKD61)高的热工具钢；以及(B)当对Mn量、Cr量、Mo量、及V量进行优化时，可以得到具备高淬透性和高冲击值的热工具钢。 [0005] 模具的制造工序通常包括：(a)制造适于模具的制造的钢材的第1工序；和(b)由得到的钢材制造模具的第2工序。 [0006] 第1工序(模具用钢材的制造工序)包括各种工序。主要工序为熔解工序、精炼工序、铸造工序、均质化热处理工序、热加工工序、正火工序、回火工序、以及球化退火工序。在这些当中，有时省略正火工序、回火工序及球化退火工序中的1个以上。 [0007] 第2工序(由钢材制造模具的工序)有以下2种工序。 [0008] 第1种工序是HT工序。HT工序通常包括：(a)将球化退火后的钢材机械加工(粗加工)为大致的模具形状的工序；(b)对粗加工后的模具进行淬火(H)和回火(T)的工序；(c)对进行了淬火和回火的模具进行精机械加工的工序；以及(d)根据需要，对精加工后的模具进行表面改性的工序。 [0009] 第2种工序是PH工序。PH工序通常包括：(a)对钢材(不一定必须是球化退火后的钢材)进行淬火和回火，将钢材调质(预硬化(PH))为适度硬度的工序；(b)对调质后的钢材进行机械加工(精加工)的工序；以及(c)根据需要，对机械加工后的模具进行表面改性的工序。 [0010] 例如，在压铸模具的情况下，大多利用HT工序来制造，但是在模具所需的硬度低的情况下，有时也采用PH工序。 [0011] 供于PH工序的钢材和利用PH工序所制造的模具所要求的特性为：(1)可切削性好、(2)淬火速度小时的冲击值高、以及(3)表面部与中心部的硬度差小(硬度均质性)。 [0013] 然而，制造满足全部的上述3种特性的钢材并不容易。 [0014] [专利文献1]日本特开2011‑001572号公报 发明内容[0015] 本发明所要解决的课题在于，提供适合PH工序的钢材，即可切削性、冲击值及硬度均质性这3个特性均良好的钢材。 [0016] 另外，本发明所要解决的其他课题在于，提供即使在钢材的质量和尺寸都大的情况下，可切削性、冲击值及硬度均质性这3个特性也均良好的钢材。 [0017] 此外，本发明所要解决的其他课题在于，提供由这样的钢材制造的模具。 [0018] 用于解决上述课题的本发明涉及的钢材含有： [0019] 0.19≤C≤0.31质量％、 [0020] 0.010≤V≤0.180质量％、 [0021] Mn≤1.50质量％、 [0022] 5.60≤Cr≤6.60质量％、 [0023] Cu+Ni≤0.84质量％、 [0024] 0.40≤Si≤1.40质量％、 [0025] 0.60≤Mo≤2.00质量％、 [0026] 0.001≤Al≤0.080质量％、以及 [0027] 0.003≤N≤0.040质量％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且Mn和Cr的含量满足Mn/Cr＞0.150。 [0028] 本发明涉及的钢材 [0029] 质量为3000kg以上， [0030] 在纵向的尺寸(L1)、横向的尺寸(L2)以及高度方向的尺寸(L3)当中，最小的尺寸(Lmin)优选为300mm以上。 [0031] 另外，本发明涉及的钢材的中心部的硬度优选为35HRC以上45HRC以下。 [0032] 此外，本发明涉及的模具由本发明涉及的钢材制造，并且由质量为2000kg以上的钢材构成。 [0033] 本发明涉及的钢材的大特征有2个。第1个特征是C量和V量相对较少。由此，可以抑制由粗大的异物和呈点列状分布的碳化物或碳氮化物引起的冲击值的降低。另一方面，当C量和V量变少时，淬火时的奥氏体晶粒容易粗大化。但是，即使C量和V量变少，当添加适量的Al和N并且调整淬火条件时，也可以抑制淬火时的奥氏体晶粒的粗大化引起的冲击值的降低。 [0034] 第2个大特征是，在单独规定Cr量和Mn量的同时导入“Mn/Cr”之类的参数，从而发现了Mn量和Cr量的最佳范围。当对Mn量和Cr量进行优化时，抑制由淬透性的降低引起的冲击值的降低，并且硬度均质性提高。 [0035] 特别是，“球化退火(SA)性”与“淬透性”、以及“淬透性”与“硬度均质性”分别是元素的影响相反的特性。在这些当中，供于PH工序的钢材不一定需要SA性。由于本发明涉及的钢材对Cr量和Mn量进行了优化，因此能够兼顾淬透性和硬度均质性。 [0036] 此外，“可切削性”和“耐热裂解性”通常是元素的影响相反的特性。在这些当中，对于供于PH工序的钢材，与耐热裂解性相比，更重视可切削性。由于本发明涉及的钢材对Si量进行了优化，因此能够在不显著降低耐热裂解性的情况下提高可切削性。附图说明 [0037] 图1是示出C量与冲击值的关系的图。 [0038] 图2是示出V量与冲击值的关系的图。 [0039] 图3是示出C量和V量的范围的图。 [0040] 图4是示出在淬火速度小的情况下Mn量和Cr量对冲击值的影响的图。 [0041] 图5是示出Cr对软化阻力的影响的图。 [0042] 图6是示出Mn量和Cr量的范围的图。 [0043] 图7是示出Si量对可切削性的影响的图。 [0044] 图8是示出Mo对软化阻力的影响的图。 [0045] 图9是用于说明试验片的切出位置的示意图。 具体实施方式[0046] 以下，对本发明的一个实施方式进行详细地说明。 [0047] [1.钢材] [0048] [1.1.组成] [0049] [1.1.1.主要构成元素] [0050] 本发明涉及的钢材含有以下元素，余量由Fe和不可避免的杂质构成。添加元素的种类、其成分范围及其限定理由如下所述。 [0051] (1)0.19≤C≤0.31质量％： [0052] 直径小于0.5μm的微细粒子(碳化物、碳氮化物)作为淬火加热时抑制奥氏体晶粒生长的“钉扎粒子”而发挥功能。当C量过少时，淬火加热时钉扎粒子的量不足。结果，晶粒粗大化，冲击值、破坏韧性值、延性等钢材特性可能会劣化。 [0054] 此外，当C量过少时，在560～600℃回火难以得到35HRC以上(优选为36HRC以上)的硬度。 [0055] 因此，C量需要为0.19质量％以上。C量优选为0.20质量％以上、更优选为0.21质量％以上。 [0056] 另一方面，当C量过剩时，在铸造时粗大的碳化物或碳氮化物有时会结晶。它们成为使冲击值降低的“异物”。通过热处理(均质化热处理、正火)难以使粗大的异物固溶、消失。粗大的异物即使在淬火回火后也可能不固溶而残留，有时会在直径超过3μm的状态下被观察到。未固溶而残留的异物成为破坏的起点，成为使冲击值和疲劳强度降低的原因。 [0058] 因此，C量需要为0.31质量％以下。C量优选为0.30质量％以下、更优选为0.29质量％以下。 [0059] (2)0.010≤V≤0.180质量％： [0060] V与钢中的C和/或N结合而形成碳化物、碳氮化物和/或氮化物。它们均作为钉扎粒子而发挥功能。因此，当V量过少时，淬火加热时钉扎粒子的量不足。 [0061] 另外，当V量过少时，回火时2次硬化的程度变小。结果，在560～600℃回火的情况下，难以得到35HRC以上(优选为36HRC以上)的硬度。 [0062] 因此，V量需要为0.010质量％以上。V量优选为0.013质量％以上、更优选为0.016质量％以上。 [0063] 另一方面，当V量过剩时，粗大的异物和/或呈点列状分布的碳化物或碳氮化物增加。结果，冲击值降低的现象可能会变得明显。此外，当V量过剩时，钢材的成本变高，也与节省资源背道而驰。 [0064] 因此，V量需要为0.180质量％以下。V量优选为0.170质量％以下、更优选为0.160质量％以下。 [0065] (3)Mn/Cr＞0.150： [0066] 钢中所含的Mn的质量相对于Cr的质量之比(Mn/Cr)会影响球化退火(SA)性。通常，Mn/Cr越小，SA性越高。因此，在供于HT工序的钢材的情况下，为了确保利用简便的SA充分地软化的高SA性，优选减小Mn/Cr。但是，为了将Mn/Cr保持得较小，不能提高Mn，从而限制了淬透性的提高。 [0067] 与此相对，在供于PH工序的钢材的情况下，SA性的重要性较低。另一方面，在PH工序中以大型钢材或模具为对象的情况下，淬透性的高低很重要。 [0068] 为了得到高淬透性，Mn/Cr需要超过0.150。Mn/Cr优选为0.155以上、更优选为0.160以上。 [0069] (4)Mn≤1.50质量％： [0070] Mn影响淬透性。通常，Mn量越多，淬透性越高。然而，当Mn量过剩时，热传导率降低，耐热裂解性变差。另外，当Mn量过剩时，残留奥氏体量变多。残留奥氏体在回火时有时会分解，但是无论分解/不分解，残留奥氏体都可能会对钢材特性产生不良影响。因此，Mn量需要为1.50质量％以下。Mn量优选为1.45质量％以下、更优选为1.40质量％以下。 [0071] (5)5.60≤Cr≤6.60质量％： [0072] Cr影响淬透性、硬度均质性及高温强度。当Cr量过少时，淬透性降低，硬度均质性也降低。另外，高温强度也降低。因此，Cr量需要为5.60质量％以上。Cr量优选为5.70质量％以上、更优选为5.80质量％以上。 [0073] 另一方面，当Cr量过剩时，抗软化性降低。即，作为压铸模具在使用中与熔融液接触的模具表面成为高温，但是被加热到高温的模具表面容易软化。当高温强度因软化而降低时，耐热裂解性也劣化。另外，超过最高硬度的区域的软化变得显著，难以调整回火硬度。这是因为硬度对炉温的变动敏感。 [0074] 另外，当Cr量过剩时，热传导率降低。结果，热应力变高，耐热裂解性也劣化。另外，当Cr量过剩时，Cr系的碳化物在热加工后会在粒界处析出，从而成为使冲击值降低的原因。此外，在Si量为0.50质量％以下的情况下，当增加Cr量时，可切削性的降低变得显著。 [0075] 因此，Cr量需要为6.60质量％以下。Cr量优选为6.50质量％以下、更优选为6.40质量％以下。 [0076] (6)Cu+Ni≤0.84质量％： [0077] 在本发明中，如上所述，通过Cr与Mn的平衡(Cr量、Mn量、Mn/Cr比)确保了淬透性和抗软化性。与此相对，Cu和Ni均具有提高淬透性和抗软化性的效果，但是其效果不太大。相反，当Cu+Ni量过剩时，后述的不良影响显著。因此，对于Cu和Ni用总量来规定，并且其总量规定为以对淬透性的影响小的范围为上限。 [0078] 作为合金元素提高钢的淬透性的效果的指标，有“淬透性特性值”。对于淬透性特性值，该值越大，意味着提高淬透性的效果越高。淬透性特性值根据合金元素的种类及其添加量来决定。成分不同的钢的淬透性通过与合金元素的种类和量对应的淬透性特性值的相加值进行评价。 [0079] 这里，添加0.10质量％的Mn时的淬透性特性值为0.125。另一方面，添加0.42质量％的Ni时的淬透性特性值为0.062，添加0.42质量％的Cu时的淬透性特性值也为0.062。即，分别添加0.42质量％(合计添加0.84质量％)的Cu和Ni时的淬透性特性值(相加值)为 0.124。该值与添加0.10质量％的Mn时的淬透性特性值(＝0.125)大致相等。这意味着，在Cu+Ni量为0.84质量％以下的情况下，对淬透性改善的影响较小。Cu+Ni量为0.84质量％左右时，对提高高温强度的影响也较小。 [0080] 另一方面，当Cu+Ni量超过0.84质量％时，各种不良情况显现出来。具体而言，在热加工时容易破裂、残留奥氏体增加、热传导率降低、成本增加等。因此，Cu+Ni量需要为0.84质量％以下。在本发明中，由于需要满足Mn/Cr＞0.150的条件，因此有助于提高淬透性的Mn量和Cr量的总量超过6.44质量％(参照图6)。由此可知，如果Cu+Ni量为0.84质量％以下，则对淬透性的影响不大。Cu+Ni量优选为0.78质量％以下、更优选为0.72质量％以下。 [0081] (7)0.40≤Si≤1.40质量％： [0082] 当Si量过少时，可切削性降低，难以在工业上稳定地进行大型模具的机械加工。特别是，对于本发明的钢材，由于设想制造大型模具，因此切削量也多，要求可切削性良好。因此，Si量需要为0.40质量％以上。Si量优选为0.45质量％以上、更优选为0.50质量％以上。 [0083] 另一方面，在C量、V量及N量较多的情况下，当Si量过剩时，粗大的结晶物和/或呈点列状分布的碳化物或碳氮化物可能会变多。 [0084] 另外，与高的耐热裂解性相比，供于PH工序的钢材更重视可切削性的良好。然而，当Si量过剩时，热传导率降低。结果，作为压铸模具使用时热应力变高，耐热裂解性可能会劣化。当耐热裂解性过度降低时，难以作为压铸模具使用。因此，Si量需要为1.40质量％以下。Si量优选为1.30质量％以下、更优选为1.20质量％以下。 [0085] (8)0.60≤Mo≤2.00质量％： [0086] 当Mo量过少时，回火时的2次硬化的程度变小。因此，当Mo量过少时，在560～600℃回火时难以得到35HRC以上(优选为36HRC以上)的硬度。另外，抗软化性和高温强度不足，耐热裂解性可能会劣化。因此，Mo量需要为0.60质量％以上。Mo量优选为0.70质量％以上、更优选为0.80质量％以上。 [0087] 另一方面，当Mo量过剩时，可切削性降低。特别是，在Si量少的情况下，Mo量过剩时，可切削性显著降低。另外，当Mo量过剩时，破坏韧性可能会降低。这种倾向在Si量多的情况下显现出来。此外，当Mo量过剩时，会增加钢材的成本，也与节省资源背道而驰。因此，Mo量需要为2.00质量％以下。Mo量优选为1.95质量％以下、更优选为1.90质量％以下。 [0088] (9)0.001≤Al≤0.080质量％： [0089] 本发明涉及的钢材的C量和V量比现有的热模具钢(SKD61)大幅度减少。因此，淬火加热时成为钉扎粒子的V系的碳化物、碳氮化物及氮化物的量比SKD61少。因此，在本发明中，在奥氏体晶粒的生长抑制中也并用AlN粒子。 [0090] 当Al量过少时，在精炼时难以减少氧，氧化物增加，冲击值可能会降低。另外，当Al量过少时，成为钉扎粒子的AlN的量不足。结果，在淬火加热时奥氏体晶粒粗大化，冲击值、破坏韧性和/或延性可能会降低。因此，Al量需要为0.001质量％以上。Al量优选为0.002质量％以上、更优选为0.003质量％以上。 [0091] 另一方面，当Al量过剩时，粗大的氧化铝粒子增加，冲击值和疲劳强度可能会降低。另外，热传导率降低，耐热裂解性可能会劣化。因此，Al量需要为0.080质量％以下。Al量优选为0.070质量％以下、更优选为0.060质量％以下。 [0092] 需要说明的是，在为了改善可切削性而添加Ca的情况下，Al量在使化合物的形态适当化方面变得非常重要。 [0093] (10)0.003≤N≤0.040质量％： [0094] 在本发明中，为了在淬火加热时使AlN粒子分散在奥氏体相中，与Al量一起也规定了N量。当N量过少时，成为钉扎粒子的AlN的量不足。结果，淬火加热时奥氏体晶粒粗大化，冲击值、破坏韧性值和/或延性可能会降低。另外，当N量过少时，同样地作为钉扎粒子的V系的碳氮化物或氮化物的量也可能会不足。因此，N量需要为0.003质量％以上。N量优选为0.004质量％以上、更优选为0.005质量％以上。 [0095] 另一方面，为了添加超过通常的精炼中可调整的量的N量，需要使用专用的设备积极添加N，从而材料成本上升。另外，当N量过剩时，粗大的结晶物和/或呈点列状分布的碳化物或碳氮化物可能会增加。这种倾向在C量、Si量以及V量较多的情况下显现出来。另外，当N量过剩时，粗大的AlN过度增多，冲击值可能会降低。此外，当N量过剩时，在对模具进行熔接修补时钢材中的N气化，可能会成为熔接部的内部或表面的缺陷形成的原因。因此，N量需要为0.040质量％以下。N量优选为0.038质量％以下、更优选为0.036质量％以下。 [0096] (11)不可避免的杂质： [0097] 本发明涉及的钢材可以含有不可避免的杂质。关于在本发明涉及的钢材中可以作为杂质含有的元素及其含量，有以下的元素。P≤0.03质量％、S≤0.006质量％、O≤0.006质量％、W≤0.30质量％、Co≤0.30质量％、B≤0.0002质量％、Nb≤0.004质量％、Ta≤0.004质量％、Ti≤0.004质量％、Zr≤0.004质量％、Ca≤0.0005质量％、Se≤0.03质量％、Te≤0.005质量％、Bi≤0.01质量％、Pb≤0.03质量％、Mg≤0.02质量％。 [0098] 在本发明中，“含量”表示将包含偏析浓的部分、偏析薄的部分以及偏析平均的部分的预定质量的钢材(优选每1元素的分析为1克以上)熔解在酸中，并通过化学分析方法导出的“钢材的平均元素量”。 [0099] [1.1.2.副构成元素] [0100] 除了上述的主要构成元素和不可避免的杂质以外，本发明涉及的钢材还可以进一步含有以下的1种或2种以上的元素。添加元素的种类、其成分范围及其限定理由如下所述。 [0101] [A.A组] [0102] (12)0.30＜W≤2.00质量％： [0103] 本发明涉及的钢材的C量和V量比以往的热模具钢少，因此根据用途的不同，有时强度不足。在这种情况下，为了高强度化而添加W是有效的。为了得到这样的效果，W量优选超过0.30质量％。W量更优选为0.80质量％以上。 [0105] (13)0.30＜Co≤1.00质量％： [0106] Co与W同样地，具有提高强度的作用。因此，在强度不足的情况下，为了高强度化而添加Co是有效的。为了得到这样的效果，Co量优选超过0.30质量％。Co量更优选为0.50质量％以上。 [0107] 另一方面，当Co量过剩时，材料成本上升。另外，有时会导致由偏析的显现化引起的机械性质的劣化或各向异性的增大。因此，Co量优选为1.00质量％以下。Co量更优选为0.90质量％以下。 [0108] 需要说明的是，本发明涉及的钢材可以含有Co或W中的任一者，或者也可以含有两者。 [0109] [B.B组] [0110] (14)0.0002＜B≤0.0080质量％： [0111] 在钢材中的P量相对较多的情况下，在粒界处偏析的P降低粒界强度，冲击值降低。为了改善粒界强度，添加B是有效的。为了改善粒界强度，B需要在钢中单独(不形成化合物)存在。当B形成BN时，B添加的效果消失。因此，在含有N的钢材中，在为了改善粒界强度而添加B时，需要使N与除B以外的元素结合。 [0112] 具体而言，优选使容易形成氮化物的Ti、Zr、Nb等氮化物形成元素与N结合。这些元素即使是杂质水平的含量也具有效果，但是在不足的情况下，优选添加超过杂质水平的量。 [0113] 需要说明的是，BN具有改善钢材的可切削性的效果。因此，在为了改善可切削性而添加B的情况下，不需要在钢材中积极地添加氮化物形成元素。 [0114] 为了得到如上所述的效果，B量优选超过0.0002质量％。B量更优选为0.0003质量％以上、进一步优选为0.0004质量％以上。 [0115] 另一方面，即使添加超过需要的B，效果也没有差别，没有实际利益。另外，当B量过剩时，会增大钢材的成本。因此，B量优选为0.0080质量％以下。B量更优选为0.0075质量％以下、进一步优选为0.0070质量％以下。 [0116] [C.C组] [0117] (15)0.006＜S≤0.180质量％： [0118] (16)0.0005＜Ca≤0.0500质量％： [0119] (17)0.03＜Se≤0.50质量％： [0120] (18)0.005＜Te≤0.100质量％： [0121] (19)0.01＜Bi≤0.50质量％： [0122] (20)0.03＜Pb≤0.50质量％： [0123] 在本发明涉及的钢材中，为了改善可切削性，易切削元素的添加是有效的。作为易切削元素，具体而言，可以列举出S、Ca、Se、Te、Bi、以及Pb。本发明涉及的钢材可以含有这些中的任意1种易切削元素，或者也可以含有2种以上。 [0124] 为了得到充分的易切削性，各易切削元素的含量优选分别大于上述下限值。 [0125] 另一方面，当易切削元素的含量过剩时，在热加工时容易破裂。另外，当易切削元素的含量过剩时，冲击值、疲劳强度、耐热裂解性等可能会降低。因此，各易切削元素的含量优选分别为上述的上限值以下。 [0126] [D.D组] [0127] (21)0.004＜Nb≤0.100质量％： [0128] (22)0.004＜Ta≤0.100质量％： [0129] (23)0.004＜Ti≤0.100质量％： [0130] (24)0.004＜Zr≤0.100质量％： [0131] 本发明涉及的钢材可以添加除V和Al以外的碳氮化物形成元素，以增加碳化物、碳氮化物和/或氮化物的量。作为碳氮化物形成元素，具体而言，可以列举出Nb、Ta、Ti及Zr。本发明涉及的钢材可以含有这些中的任意1种碳氮化物形成元素，或者也可以含有2种以上。 [0132] 为了抑制奥氏体晶粒的过度的晶粒生长，各碳氮化物形成元素的含量优选分别大于上述下限值。 [0133] 另一方面，当碳氮化物形成元素的含量过剩时，在铸造时，碳化物、碳氮化物和/或氮化物以粗大的状态结晶。粗大的结晶粒子即使在均质加热处理时、SA时及淬火时也不会消失，而是作为异物残留，成为使冲击值和疲劳强度降低的原因。因此，各碳氮化物形成元素的含量优选分别为上述的上限值以下。 [0134] [1.2.钢材的特性] [0135] [1.2.1.质量和尺寸] [0136] 如上所述，供于PH工序的钢材和利用PH工序所制造的模具所要求的特性是可切削性、冲击值以及硬度均质性这3个特性。在这3个特性中，在大型钢材中成为问题的是由大型钢材制造的大型模具的内部的冲击值低。 [0137] 在大型模具中冲击值降低的第1个原因是在大型钢材的内部容易结晶出大的异物。这是由于在大型钢材的内部，铸锭制造时的凝固速度小。 [0138] 在大型模具中冲击值降低的第2个原因是由于热加工后的冷却速度小，因此碳化物或碳氮化物容易呈点列状析出。 [0139] 在大型模具中冲击值降低的第3个原因是在大型钢材的内部，淬火速度变小。 [0140] 本发明涉及的钢材的C量和V量少，Mn量和Cr量适当化，因此大的异物、热加工后的小的冷却速度、小的淬火速度的影响小。即，本发明涉及的钢材即使在质量和尺寸都大的情况下，也能够以高维度兼顾可切削性、冲击值及硬度均质性这3个特性。 [0141] 例如，当对钢材的组成和制造条件进行优化时，可以得到除了上述3个特性全部达到实用水平以外、质量为3000kg以上的钢材。当进一步对钢材的组成和制造条件进行优化时，即使是质量为4000kg以上或5000kg以上的钢材也可以制造。 [0142] 另外，当将钢材的组成和制造条件最低化时，可以得到除了具备上述特性以外，纵向的尺寸(L1)、横向的尺寸(L2)及高度方向的尺寸(L3)当中的最小的尺寸(Lmin)为300mm以上的钢材。当进一步对钢材的组成和制造条件进行优化时，即使是Lmin为350mm以上或400mm以上的钢材也可以制造。 [0143] 这里，“纵向的尺寸(L1)”、“横向的尺寸(L2)”以及“高度方向的尺寸(L3)”分别是指与钢材外接的最小体积的长方体的3条边的长度。 [0144] [1.2.2.硬度] [0145] [A.定义] [0146] 在本发明中，“钢材的硬度”是指(a)从调质为预定硬度的钢材的剖面的中央附近(淬火速度慢的区域)或外周附近(淬火速度快的区域)切出试验片，(b)使用该试验片在室温测定的洛氏(Rockwell)C标尺硬度。 [0147] 图9示出用于说明试验片的切出位置的示意图。例如，在钢材为a[mm]×b[mm]×c[mm](a≤b≤c，a≥300mm)的块材10的情况下，从c轴方向的中央附近切出a[mm]×b[mm]×d[mm]的第1材料12。对d没有特别地限定，优选为30～70mm。“中央附近”是指沿c轴方向(块材10的最大长度方向)将块材10三等分时的中央区域。从该“中央附近”的任意位置切出第1材料12。 [0148] 接着，从第1材料12的ab面的中心部切出e[mm]×f[mm]×d[mm]的第2材料14。e、f的值优选根据ab面的大小、评价目的等选择最佳的值。例如，在a＝600～800mm、b＝900～1100mm的情况下，优选e＝90～120mm、f＝130～160mm。 [0149] 另外，从第1材料12的外周部切出g[mm]×g[mm]×d[mm]的第3材料16。对第3材料16的切出位置没有特别地限定，优选第1材料12的角部。另外，对g的值没有特别地限定，优选为40～60mm。此外，从第2材料14和第3材料16分别切出硬度测定用的试验片，使用它们测定硬度。 [0150] 即，更具体而言，“中心部的硬度”是指使用从第1材料12的中心部切出的试样测定的洛氏C标尺硬度。 [0151] “外周部的硬度”是指使用从第1材料12的外周部切出的未脱碳的试样测定的洛氏C标尺硬度。 [0152] “中心部”是指当从第1材料12的切断面的重心向切断面的外缘以放射状引出任意直线，并将各直线与切断面的外缘的交点设为A、将从重心到交点A的距离设为RA时，从第1材料12的切断面的重心到RA/2的区域。 [0153] “外周部”是指位于中心部的外侧的区域。 [0154] [B.热处理条件] [0155] 用于调质钢材的热处理条件(淬火条件和回火条件)只要能够得到目标硬度，就没有特别地限定。 [0156] 最佳的淬火温度根据钢材的组成而不同。淬火温度通常为880℃～980℃。淬火时的冷却速度根据钢材的大小和冷却方法而不同。在大型钢材的情况下，在800℃至200℃的冷却区间内，中心部的冷却速度通常为10℃/分钟以下。 [0157] 同样地，最佳的回火温度根据钢材的组成而不同。回火温度通常为560～600℃。在通过1次回火不能调质为预定硬度的情况下，优选反复多次回火。 [0158] [C.硬度均质性] [0159] 本发明涉及的钢材即使在质量和尺寸相对较大的情况下，也能够得到高的硬度。另外，冷却速度快的外周附近与冷却速度慢的中央附近的硬度差小，即硬度均质性高。 [0160] 当对钢材的组成和制造条件进行优化时，室温的外周部的硬度(H1)为36～44HRC。当进一步对钢材的组成和制造条件进行优化时，H1为37～43HRC或38～42HRC。 [0161] 当对钢材的组成和制造条件进行优化时，室温的中心部的硬度(H2)为35～45HRC。当进一步对钢材的组成和制造条件进行优化时，H2为36～44HRC或37～43HRC。 [0162] 此外，当对钢材的组成和制造条件进行优化时，H1与H2之差的绝对值(ΔH＝|H1‑H2|)为3.5HRC以下。 [0163] [1.2.3.冲击值] [0164] 在本发明中，“钢材的冲击值”是指通过以下方式得到的冲击值：(a)从调质为预定硬度的钢材的剖面的中央附近(凝固速度或淬火速度慢的区域)切出冲击试验片，(b)在15～35℃实施冲击试验。 [0165] 冲击试验片的切出位置在钢材的剖面的中央附近。即，从图9所示的第2材料14切出冲击试验片。 [0166] 另外，用于调质钢材的热处理条件(淬火条件和回火条件)如上所述，因此省略说明。 [0167] “冲击试验片”是指根据JIS Z2242:2018的试验片(10mm×10mm×50mm，缺口前端2 的圆弧半径：1mm，缺口深度：2mm，缺口底下部的试验片截面积：0.8cm)。 [0168] “冲击值(J/cm2)”是指吸收能量[J]除以试验片缺口底下部的截面积(0.8[cm2])而得的值。 [0169] “平均冲击值(J/cm2)”是指10个以上(优选10个～20个)的冲击试验片的冲击值的平均值。 [0170] “低冲击值率(％)”是指冲击值小于20[J/cm2]的冲击试验片的个数(n)相对于进行了冲击试验的冲击试验片的总个数(n0)的比例(＝n×100/n0)。 [0171] 在本发明涉及的钢材中，当对组成和制造条件进行优化时，可以得到尽管尺寸大但是显示高冲击值且冲击值的偏差小的钢材。 [0172] 具体而言，当对组成和制造条件进行优化时，可以得到平均冲击值为25[J/cm2]以上且低冲击值率为30％以下的钢材。 [0173] 当进一步对组成和制造条件进行优化时，平均冲击值为26[J/cm2]以上或27[J/2 cm]以上。 [0174] 另外，当进一步对组成和制造条件进行优化时，低冲击值率为20％以下或10％以下。 [0175] [2.模具] [0176] 本发明涉及的模具由本发明涉及的钢材构成，具有以下特性。 [0177] [2.1.质量和尺寸] [0178] 本发明涉及的钢材具有即使在质量和尺寸相对较大的情况下，可切削性、冲击值及硬度均质性也优异的特征。因此，当使用这样的钢材时，即使在质量和尺寸相对较大的情况下，也可以得到冲击值和硬度均质性优异的模具。 [0179] 当对模具的组成和制造条件进行优化时，可以得到除了冲击值和硬度均质性达到实用水平以外、质量为2000kg的模具。当进一步对模具的组成和制造条件进行优化时，即使是质量为3000kg以上或4000kg以上的模具也可以制造。 [0180] 另外，当将模具的组成和制造条件最低化时，可以得到除了具备上述特性以外，纵向的尺寸(L’1)、横向的尺寸(L’2)及高度方向的尺寸(L’3)当中的最小的尺寸(L’min)为250mm以上的模具。当进一步对模具的组成和制造条件进行优化时，即使是L’min为300mm以上或350mm以上的模具也可以制造。 [0181] 这里，“纵向的尺寸(L’1)”、“横向的尺寸(L’2)”以及“高度方向的尺寸(L’3)”分别是指与模具外接的最小体积的长方体的3条边的长度。 [0182] [2.2.硬度、冲击值、硬度均质性] [0183] 本发明涉及的钢材特别适合作为供于PH工序的钢材。利用PH工序所制造的模具具有与调质后的钢材同等的硬度、冲击值及硬度均质性。硬度、冲击值及硬度均质性的详细情况如上所述，因此省略说明。 [0184] [3.钢材的制造方法] [0185] 本发明涉及的钢材的制造方法包括：(a)将以成为预定组成的方式配合的原料熔解，对熔融液进行精炼，将熔融液在铸模中铸造的第1工序；(b)对铸块进行均质化热处理的第2工序；(c)对均质加热处理后的铸块进行热加工的第3工序；(d)根据需要，进行热加工后的粗制材的正火的第4工序；(e)根据需要，进行粗制材的回火的第5工序；(f)根据需要，进行粗制材的球化退火的第6工序；以及(g)进行粗制材的淬火回火的第7工序。 [0186] [3.1.第1工序] [0187] 首先，将以成为预定组成的方式配合的原料熔解，对熔融液进行精炼，将熔融液在铸模中铸造(第1工序)。对熔解条件、精炼条件及铸造条件没有特别地限定，可以根据目的选择最佳的条件。 [0188] [3.2.第2工序] [0189] 接着，对铸块进行均质化热处理(第2工序)。均质化热处理是为了使凝固时产生的成分偏析变薄，使凝固时结晶的异物尽可能地固溶，从而使成分均质化而进行的。对均质化热处理的条件没有特别地限定，可以根据目的选择最佳的条件。 [0190] [3.3.第3工序] [0191] 接着，对均质加热处理后的铸块进行热加工(第3工序)。热加工是为了使铸块成为具有所期望的形状的粗制材而进行的。对热加工的条件没有特别地限定，可以根据目的选择最佳的条件。 [0192] [3.4.第4工序] [0193] 接着，根据需要，进行热加工后的粗制材的正火(第4工序)。正火是在需要使粗制材的组织均匀化、微细化的情况下进行的。对正火条件没有特别地限定，可以根据目的选择最佳的条件。需要说明的是，可以省略正火工序。 [0194] [3.5.第5工序] [0195] 接着，根据需要，进行粗制材的回火(第5工序)。回火是在需要对正火后的冷却过程中产生的马氏体或贝氏体进行回火的情况下，或者为了准备球化退火而需要析出碳化物的情况下进行的。对回火条件没有特别地限定，可以根据目的选择最佳的条件。需要说明的是，可以省略回火工序。 [0196] [3.6.第6工序] [0197] 接着，根据需要，进行粗制材的球化退火(第6工序)。 [0198] 球化退火是为了在第7工序的淬火加热时得到微细的奥氏体晶粒而进行的。需要说明的是，可以省略球化退火工序。 [0199] [3.7.第7工序] [0200] 接着，进行粗制材的淬火回火(第7工序)。淬火和淬火后进行的回火是为了将钢材调质为预定的硬度而进行的。对于淬火条件和回火条件，只要能够得到预定的硬度，就没有特别地限定。 [0201] [4.模具的制造方法] [0202] 本发明涉及的模具包括：(a)对调质为适度硬度(预硬化(PH))的钢材进行机械加工(精加工)的第1工序；和(b)根据需要，对机械加工后的模具进行表面改性的第2工序。 [0203] 对各工序的方法和条件没有特别地限定，可以根据目的选择最佳的方法和条件。 [0204] [5.作用] [0205] 供于PH工序的钢材和利用PH工序所制造的模具所要求的特性为：(1)可切削性、(2)淬火速度小时的冲击值、以及(3)硬度均质性。以下，主要以压铸为例，对需要这3个特性的理由进行说明。 [0206] [5.1.可切削性] [0207] 对于供于机械加工的钢材，要求即使高速加工也不怎么使加工工具磨损。当工具的磨损剧烈时，工具的更换频率变高，加工成本增加。另一方面，当为了避免工具的磨损而降低加工速度时，加工效率降低。根据以上理由，对于模具用的钢材，要求能够以低成本且高效地进行加工，即“可切削性好”。 [0208] 在利用HT工序制造模具的情况下，由于对通过球化退火而软质化为98HRB(大约238HV)以下的钢材进行粗加工，因此即使切削量多，也不会像PH工序那样成为问题。 [0209] 与此相对，在PH工序中，由于大量地切削通过淬火回火而变硬至35HRC(大约345HV)以上的钢材，因此当可切削性变差时，在工业上是不成立的。 [0210] 另一方面，可切削性好的钢材通常含有较多的Si、P和/或S。由这样的钢材制作的模具通常耐热裂解性差。“耐热裂解性差”是指容易发生热裂解，并且容易进展。以下，对其理由进行说明。 [0211] 高Si的钢材的热传导率低。当将由热传导率低的钢材制造的模具用于压铸时，由于模具表面的温度振幅变大，因此产生的热应力变高。 [0212] 由高P的钢材制造的模具的韧性低。因此，当将这样的模具用于压铸时，龟裂的产生和进展变得容易。 [0213] 此外，高S的钢材含有相对大量的硫化物。在由这样的钢材制造的模具中，硫化物成为龟裂的起点或进展路径，因此龟裂的产生和进展变得容易。 [0214] 即，相对大量地含有Si、P和/或S的钢材的可切削性良好。但是，当将这样的钢材用作模具时，高的热应力作用在基体(matrix)上。因此，产生热疲劳龟裂即热裂解，并且容易进展。即，“可切削性好”和“耐热裂解性好”是相反的。 [0215] 与此相对，本发明涉及的钢材实质上不含P和S(或者可以选择性地仅含有少量S)，并且对Si量进行了优化。另外，当对钢材的组成和淬火回火条件进行优化时，可以将钢材调质为适合PH工序的硬度。因此，本发明涉及的钢材可以在不显著地损害耐热裂解性的情况下显示出良好的可切削性。 [0216] [5.2.淬火速度小时的冲击值] [0217] 在PH工序的情况下，模具由调质为预定硬度的钢材制造。因此，用于制造模具的钢材不仅需要硬度，还需要高的冲击值。其理由在于冲击值高的模具难以产生大裂纹。 [0218] 为了得到高冲击值，需要满足以下3个项目。即，(a)粗大的异物少，(b)呈点列状分布的碳化物或碳氮化物少，(c)淬透性高。 [0219] [5.2.1.粗大的异物少] [0220] “异物”是指组成与基体不同的物质，碳化物、氮化物、碳氮化物、硫化物、氧化物等。 [0221] 在本发明中，“粗大的异物”是指大小(＝圆当量直径)为3μm以上的异物。 [0222] 当应力作用于模具时，粗大的异物容易成为龟裂的起点，容易成为所产生的龟裂的传播路径。因此，为了得到高冲击值，粗大的异物越少越好。 [0223] 异物有含有1种金属元素的物质、和含有2种以上的金属元素的物质。以往的压铸模具用钢的C量和V量较多，因此粗大的异物通常由含V的碳化物或碳氮化物构成。V系的碳化物或碳氮化物的尺寸和量不仅受钢材的化学成分的影响，还受铸造时的凝固速度、均质化热处理的温度和时间等的影响。 [0224] [5.2.2.呈点列状分布的碳化物或碳氮化物少] [0225] 在热加工后的冷却速度小的情况下，根据成分的不同，在奥氏体晶界处析出碳化物或碳氮化物。碳化物或碳氮化物的形状为棒状、V字状、W字状或波状，长度最大的测量方向上的尺寸为0.5～3μm。这样的碳化物或碳氮化物虽然尺寸小于上述的“粗大的异物”，但是在粒界处断续地连续而呈点列状分布。因此，当存在这样的碳化物或碳氮化物时，在粒界处容易发生破坏，冲击值大幅降低。 [0226] [5.2.3.淬透性高] [0227] 当钢材变大时，淬火时的冷却速度变小。该倾向在钢材的内部特别显著。因此，在使用PH工序制造模具的情况下，当钢材随着近年来的模具的大型化而变大时，淬火时的钢材内部的冷却速度变小。结果，在PH工序中由大型钢材切削而得的模具的冲击值的降低成为问题。 [0228] [5.2.4.高冲击值] [0229] 根据以上原委，强烈要求即使在淬火速度小的情况下也能够得到高冲击值的钢材，即“淬透性好的钢材”。换言之，“淬透性好”是指即使在淬火速度小的情况下也不会生成粗大的贝氏体。 [0231] 与此相对，供于PH工序的钢材不一定需要考虑SA性。但是，为了在后工序的淬火加热时得到微细的奥氏体晶粒，有时进行球化退火。本发明涉及的钢材对Cr量和Mn量进行了优化以适合这样的PH工序，因此显示出良好的淬透性。 [0232] [5.3.硬度均质性] [0233] 为了将钢材调质为预定硬度(35～45HRC)，进行淬火回火。当对大型钢材进行淬火时，表面侧和内部侧的淬火速度不同。因此，马氏体、贝氏体、残留奥氏体等相的比率有时在表面侧和内部侧不同。当在该状态下回火时，表面侧和内部侧的硬度变得不同。 [0234] 此外，当由这样的钢材制作模具(通过机械加工进行切削)时，由于钢材的内部作为模具的表面露出，因此被切削出的模具表面(PH钢材的内部侧)的硬度与钢材表面的硬度不同。 [0235] 硬度差是钢材特性的差，如上所述，PH钢材的表面侧和内部侧的硬度差在确保模具性能方面是重要的因素。表面侧和内部侧的硬度差优选较小，将该状态评价为“硬度均质性好”。在本发明中，由于对Cr量和Mn量进行了优化，因此显示出良好的硬度均质性。 [0236] [5.4.抗软化性] [0237] 压铸模具的表面由于与熔融液的接触而温度上升。当铸造抛丸数增加时，暴露于高温的累积时间也变长，因此模具表面的硬度也会降低。这样的软化导致高温强度降低，结果耐热裂解性劣化。 [0238] 根据上述理由，对于压铸模具，除了上述的3个特性以外，还要求难以软化，即“抗软化性高”。但是，需要注意的是，通过低Cr化提高了抗软化性的钢材的高温强度低。这是因为，低Cr钢在高温下缺乏固溶强化。高温强度的降低使耐热裂解性劣化。即，“抗软化性好”和“耐热裂解性好”是相反的。 [0239] 与此相对，本发明涉及的钢材对Cr量和Mn量进行了优化。因此，本发明涉及的钢材在不显著地损害淬透性和耐热裂解性的情况下显示出良好的抗软化性。 [0240] 实施例 [0241] [1.优选元素量的验证试验] [0242] [1.1.概要] [0243] 以下再次示出本发明中应达成的项目。 [0244] (1)可切削性 [0245] (2)淬火速度小时的冲击值 [0246] (a)粗大的异物少 [0247] (b)呈点列状分布的碳化物或碳氮化物(以下，将它们总称为“粒界碳化物”)少[0248] (c)淬透性高 [0249] (3)硬度均质性 [0250] 在以下的验证试验中，将除(2)(a)以外的对象作为对象。理由有3个。 [0251] 第1个理由是，(2)(a)只能用由凝固速度小的工业尺寸(质量为8ton以上)的铸锭制造的钢材进行准确的验证。 [0252] 第2个理由是，当实际使用8ton以上的铸锭制造大型钢材时，成本和调查时间过大。 [0253] 第3个理由是，(2)(a)的影响非常大，因此为了准确地验证(2)(b)或(2)(c)对冲击值的影响，应该排除(2)(a)的影响。 [0254] 因此，由凝固速度大的铸锭(质量150kg的小铸锭)制造剖面小的钢材(直径：82mm×长度：3000mm左右)。接着，对由该钢材制作的试验片进行模拟工业制法(即大型模具用钢材和大型模具的制造方法)的热处理。由此，认为可以适当地评价该钢材在由工业尺寸的铸锭制造模具时的“除(2)(a)以外的”特性。 [0255] 另一方面，(2)(a)利用由实际凝固速度小的工业尺寸的铸锭(质量为8ton以上的铸锭)制造的钢材进行评价。 [0256] [1.2.C量的上限值的验证试验] [0257] [1.2.1.试样的制作] [0258] [A.圆棒的制作] [0259] 以下，对C量超过0.31质量％时的冲击值的降低进行了验证。 [0260] 钢材的成分(质量％)设为1.20Si‑0.06Cu‑0.11Ni‑1.31Mn‑5.89Cr‑1.68Mo‑0.019Al‑0.027N‑0.18V，并使C量系统性地发生变化。将这些钢种浇注成150kg的铸锭。在制造铸锭后，进行均质化热处理、热加工、正火、以及回火。 [0261] 需要说明的是，在本次的验证中，实施了正火和回火，但是也可以省略这些处理。另外，虽然在本次验证中没有实施，但是有时在热加工后或回火后实施球化退火(SA)。通过上述工序，制造了直径：82mm×长度：3000mm左右的回火状态的钢材(圆棒)。 [0262] [B.模拟热加工的方棒的热处理] [0263] 由回火后的圆棒制作了10根12mm×12mm×55mm的方棒。 [0264] 对得到的方棒进行了用于再现工业热加工时的奥氏体结晶粒径的加热。即，在真空中、在1240℃保持2H。在工业工序中，热处理不一定在真空中进行，但是由于模拟温度历史是验证的目的，因此在真空中进行了热处理。 [0265] 接着，对方棒进行模拟将铸锭热加工成尺寸大的钢材后的冷却的热处理。即，在上述1240℃继续保持2H，随后以1℃/分钟冷却至1000℃，并以0.5℃/分钟从1000℃冷却至600℃。 [0266] 需要说明的是，根据成分的不同，在该温度区间中，碳化物或碳氮化物有时会在奥氏体晶界处呈点列状析出。 [0268] 600℃以下的冷却速度无法模拟工业上制造的尺寸大的钢材。然而，由于该评价的目的是调查“在热加工后的高温区域在粒界处析出的粒界碳化物的影响”，因此即使600℃以下的冷却历史为上述那样的历史，也能够达到目的。粒界碳化物即使在热加工后的“正火‑回火‑淬火回火”中也不会消失，最终会残留在模具中，从而使冲击值大幅降低。 [0269] [C.方棒的正火、回火及淬火回火] [0270] 接着，在真空中，对实施了模拟热加工的热处理的方棒根据工业制法进行正火和回火。 [0271] 进一步，对回火后的方棒进行真空淬火。即，在真空中，将方棒在920℃保持1H。接着，向真空炉中导入惰性气体，加压至3～4Torr(0.40～0.53kPa)，进一步通过使惰性气体强制对流，使方棒急冷，从而将方棒冷却至200℃以下。 [0272] 淬火时从920℃到200℃的冷却时间为60分钟以内。即，方棒的冷却与工业上制造的尺寸大的钢材的冷却不同。然而，该评价的目的是调查“在热加工后的高温区域在粒界处析出的粒界碳化物的影响”，因此即使淬火是急冷，也能达到目的。 [0273] 接着，对淬火后的方棒进一步进行回火。回火通过在560～600℃保持2H后冷却至200℃以下来进行。 [0274] 进一步，追加了回火。即，将上述方棒在560～600℃保持预定时间，然后冷却至200℃以下。将该处理实施1次以上，将角棒调质为39.5～40.5HRC。保持的温度和时间、处理次数根据钢种(C量)而变化。这是因为，当C量不同时，软化阻力也不同。 [0275] [1.2.2.试验方法] [0276] 由调质为39.5～40.5HRC的方棒制作了冲击试验片。冲击试验片的形状设为根据JIS Z2242:2018的形状(10mm×10mm×50mm，缺口前端的圆弧半径：1mm，缺口深度：2mm，缺2 口底下部的试验片截面积：0.8cm)。使用得到的冲击试验片，在15～35℃实施冲击试验。 [0277] 评价使用了冲击值。这里所说的冲击值[J/cm2]是吸收能量[J]除以试验片缺口底2 下部的截面积0.8cm而得的值，是指10个试验片的平均值。 [0278] [1.2.3.结果] [0279] 压铸模具所需的冲击值在负荷小的模具中为20J/cm2以上，在负荷大的模具中为2 2 25J/cm以上。另外，冲击值为30J/cm以上的压铸模具中，破坏的危险性显著降低。 [0281] 图1示出C量与冲击值的关系。用于试验的冲击试验片与大型模具不同，淬火为急2 冷。尽管如此，当C量过剩时，产生冲击值小于20J/cm的试验片。由此可知，在热加工后的高 2 温区域析出的粒界碳化物的影响非常大。由图1可知，冲击值为25J/cm以上是C量为0.31质量％以下的钢种。 [0282] [1.3.V量的上限值的验证试验] [0283] [1.3.1.方棒的制作] [0284] 以下，对V量超过0.180质量％时的冲击值的降低进行了验证。 [0285] 钢材的成分(质量％)设为0.31C‑1.36Si‑0.04Cu‑0.13Ni‑1.22Mn‑5.96Cr‑1.38Mo‑0.018Al‑0.032N，并使V量系统性地发生变化。将这些钢种浇注成150kg的铸锭。以下，与C量的验证试验同样地制作了10根方棒。 [0286] [1.3.2.试验方法] [0287] 与C量的验证试验同样地进行了冲击值的测定。 [0288] [1.3.3.结果] [0289] 图2示出V量与冲击值的关系。用于试验的冲击试验片与大型模具不同，淬火为急2 冷。尽管如此，当V量过剩时，产生冲击值小于20J/cm的试验片。由此可知，在热加工后的高 2 温区域析出的粒界碳化物的影响非常大。由图2可知，冲击值为25J/cm以上是V量为0.180质量％以下的钢种。 [0290] [1.3.4.C量和V量的优选范围] [0291] 图3示出C量和V量的范围。在本发明中，考虑“硬度”、“粗大的异物的量”、“热加工后在粒界处析出的粒界碳化物的量”以及“钉扎粒子的量”来规定C量和V量。现有的热模具钢的C量为0.32质量％以上，并且V量为0.30质量％以上。与此相对，本发明涉及的钢材的C量为0.31质量％以下，并且V量为0.180质量％以下，因此C量和V量的区域与现有钢不同。 [0292] 另外，本发明在淬火温度方面也与现有钢不同。为了使C和V充分地固溶，现有钢的淬火温度为1010～1040℃的高温。与此相对，C和V少的本发明的淬火温度在880～980℃的低温即可。 [0294] [1.4.Mn量和Cr量的验证试验] [0295] [1.4.1.试样的制作] [0296] 以下，验证了Mn量和Cr量对淬透性和冲击值的影响。 [0297] 钢材的成分(质量％)设为0.25C‑0.81Si‑0.08Cu‑0.09Ni‑1.78Mo‑0.05V‑0.028Al‑0.011N，并使Mn量和Cr量系统性地发生变化。将这些钢种浇注成150kg的铸锭。以下，与C量的验证试验同样地，制作了10根12mm×12mm×55mm的方棒和1个12mm×12mm× 20mm的小片。 [0298] 将上述的方棒和小片在真空中、在920℃保持1H后进行淬火。对于淬火时的冷却速度，从920℃至750℃设为8℃/分钟，从750℃至500℃设为5℃/分钟，从500℃至200℃设为0.5℃/分钟，对从200℃至100℃以下的冷却速度没有特别地控制。 [0299] 上述淬火工序是设想对3000kg以上的大型钢材进行淬火时的冷却速度最小的内部的1个例子。当达到200℃时，相变基本完成，因此对由此至100℃以下的冷却速度没有特别地控制。 [0300] 接着，进行方棒和小片的回火。回火通过在560℃保持2H后冷却至200℃以下来进行。 [0301] 进一步，追加了回火。即，将上述的方棒和小片在560～600℃保持预定时间，然后冷却至200℃以下。将该处理实施1次以上，将方棒和小片调质为39.5～40.5HRC。保持的温度和时间、处理次数根据钢种(Mn量和Cr量)而变化。这是因为，当Mn量和/或Cr量不同时，软化阻力不同。 [0302] [1.4.2.试验方法] [0303] [A.冲击试验] [0304] 由调质为39.5～40.5HRC的方棒制作了冲击试验片。冲击试验片的形状设为根据JIS Z2242:2018的形状(10mm×10mm×50mm，缺口前端的圆弧半径：1mm，缺口深度：2mm，缺2 口底下部的试验片截面积：0.8cm)。使用得到的冲击试验片，在15～35℃实施冲击试验。 [0305] 评价使用了冲击值。这里所说的冲击值[J/cm2]是吸收能量[J]除以试验片缺口底2 下部的截面积0.8cm而得的值，是指10个试验片的平均值。 [0306] [B.抗软化性] [0307] 使用调质为39.5～40.5HRC的小片，评价抗软化性。将调质后的小片在560℃保持24H，然后冷却至室温。接着，在室温测定HRC硬度。 [0308] [1.4.3.结果] [0309] [A.冲击试验] [0310] 图4示出在淬火速度小的情况下，Mn量和Cr量对冲击值的影响。在图4中，“×”表示2 2 2 冲击值小于25J/cm ，“○”表示冲击值为25J/cm 以上且小于30J/cm ，“●”表示冲击值为 2 30J/cm以上。实线表示Mn/Cr＝0.150的相关线，虚线表示Cr＝5.60质量％的相关线。另外， 1点划线表示Mn+Cr＝6.60质量％的相关线，2点划线表示Mn+Cr＝6.80质量％的相关线。 [0311] 根据图4可知，(a)当Mn/Cr＞0.15且Cr≥5.60质量％时，冲击值为25J/cm2以上；(b)当Mn+Cr≥6.60质量％时，冲击值变高；以及(c)当Mn+Cr≥6.80质量％时，冲击值进一步成为高位稳定。 [0312] 根据上述可以确认，在粗大的异物和粒界碳化物的影响很小的条件下，本发明涉及的钢材的淬透性高。 [0313] [B.抗软化性] [0314] 图5示出Cr对软化阻力的影响。相对于初始硬度40HRC，热处理后的硬度的降低越少，表示抗软化性越高。根据图5可知，当Cr量超过6.60质量％时，抗软化性的劣化显著。 [0315] [1.4.4.Mn量和Cr量的优选范围] [0316] 由以上确定了Mn量和Cr量的优选范围。图6示出Mn量和Cr量的范围。由图6的4条线包围的区域是本发明涉及的的钢材的范围。 [0317] 现有的热模具钢的Mn量和Cr量的范围为Mn＜0.80质量％，并且Cr＜5.80质量％。该范围位于偏离图6所示的范围的左下方的区域。根据图6和图3可知，本发明涉及的钢材的组成与传统的热模具钢完全不同。 [0318] [1.5.Si量的下限值的验证试验] [0319] [1.5.1.试验片的制作] [0320] 以下，验证了Si量对可切削性的影响。 [0321] 钢材的成分(质量％)设为0.22C‑1.09Mn‑0.07Cu‑0.18Ni‑6.12Cr‑1.01Mo‑0.04V‑0.023Al‑0.016N，并使Si量系统性地发生变化。将这些钢种浇注成150kg的铸锭。以下，与C量的验证试验同样地，制作了直径：82mm×长度：3000mm左右的回火状态的钢材(圆棒)。 [0322] 接着，从回火状态的圆棒切出50mm×25mm×200mm的块。接着，在与Mn量和Cr量的验证试验相同的条件下进行块的淬火回火，将块调质为39.5～40.5HRC。 [0323] [1.5.2.试验方法] [0324] 利用切削工具切削块，测定切削工具的磨损量。将切削工具的磨损量达到300μm时的切削距离设为工具寿命。切削距离越长，判断为可切削性越好。 [0325] [1.5.3.结果] [0326] 图7示出Si量对可切削性的影响。在Si量少的情况下，可切削性差，切削加工的工时变得庞大。特别是，在大型模具中切削量多，因此当可切削性变差时，在工业上难以成立。根据图7可知，当Si量为0.40质量％以上时，可切削性急剧变好。另外可知，当Si量为0.60质量％以上时，可以得到与被评价为“可切削性非常好”的SKD61接近的可切削性。另外可知，即使进一步增加Si量，可切削性也接近饱和。 [0327] [1.6.Mo量的下限值和上限值的验证试验] [0328] [1.6.1.试验片的制作] [0329] 以下，验证了Mo量对抗软化性的影响。 [0330] 钢材的成分(质量％)设为0.29C‑0.70Si‑1.39Mn‑0.07Cu‑0.12Ni‑5.79Cr‑0.03V‑0.026Al‑0.010N，并使Mo量系统性地发生变化。将这些钢种浇注成150kg的铸锭。以下，与C量的验证试验同样地，制作了直径：82mm×长度：3000mm左右的回火状态的钢材(圆棒)。 [0331] 接着，从回火状态的圆棒切出12mm×12mm×20mm的小片。接着，在与Mn量和Cr量的验证试验相同的条件下进行小片的淬火回火，将小片调质为39.5～40.5HRC。 [0332] [1.6.2.试验方法] [0333] 使用调质为39.5～40.5HRC的小片，评价了抗软化性。将调质后的小片在560℃保持24H，然后冷却至室温。接着，在室温下测定HRC硬度。 [0334] [1.6.3.结果] [0335] 图8示出Mo对软化阻力的影响。在Mo量过少的情况和过多的情况下，抗软化性均降低。通过PH工序所制造的模具的硬度大多为35HRC以上。根据图8可知，为了在560℃×24H的热处理后也确保35HRC以上的硬度，只要将Mo量设为0.60质量％以上2.00质量％以下即可。 [0336] [2.使用大型铸锭的验证试验] [0337] [2.1.概要] [0338] 在优选元素量的验证试验中，使用研究性的小尺寸(150kg)的铸锭，制造剖面小的钢材，对由该钢材制作的试验片进行模拟工业制法(大型模具用钢材和大型模具的制法)的热处理。由此，能够适当地评价该钢材通过工业制法制造并成为模具时的“除2(a)以外”的特性。 [0339] 另一方面，在以下的实施例中，实际使用质量为8ton以上的铸锭，确认了本发明的效果。在这种情况下，对钢材进行淬火和回火，验证了内部的冲击值。即，验证了上述“2(a)”。这是因为，其他特性已经在优选元素量的验证试验中完成了验证。 [0340] [2.2.试样的制作] [0341] [2.2.1.块材的制作] [0342] 表1示出验证了特性的钢(实施例1～13、比较例1～3)的组成。比较例1相当于JIS SKD6(AISI H11)。比较例2相当于调整了SKD6的Si‑Mn‑Cr的市售钢，是淬透性和耐热裂解性比SKD6优异的钢。比较例3是C量和V量超过本发明的上限的钢。需要说明的是，表1中虽然没有记载，但是在任意钢中均在不超过上述的上限值的范围内含有P等杂质元素。 [0343] [表1] [0344] [0345] 将这些钢浇注成质量约为21ton的铸锭。21ton的铸锭的凝固速度比10ton左右的铸锭的凝固速度更小，因此粗大的异物容易对冲击值产生影响。在这样的恶劣条件下，验证了C量和V量的妥当性。 [0346] 对21ton铸锭进行高温且长时间的均质化热处理，然后进行热加工，最终得到了740mm×1060mm×2440mm(约15ton)的块材。铸锭与块材的质量之差(约6ton)是由于品质和形状问题而除去的部分的质量。 [0347] 关于对上述块材进行的热处理，根据钢种设定适当的条件。对实施例1～13进行从920℃开始的淬火和560℃～600℃的回火。对于比较例1～3，在正火、回火及球化退火后，进行从1030℃开始的淬火和580～630℃的回火。这样，将全部16个钢种的表面的硬度设为 40HRC左右的PH状态。 [0348] [2.2.2.第2材料和第3材料的制作] [0349] 粗大的异物多的部位是凝固速度小的中心附近。因此，如图9所示，从块材10(a＝740mm、b＝1060mm、c＝2440mm、w≒15000kg)的c轴方向的中央附近切出第1材料12。接着，从第1材料12的ab面的大致中央切出第2材料14，从第1材料12的端部切出第3材料16。需要说明的是，在该实验中，设为d＝35mm、e＝95mm、f＝135mm、g＝50mm。 [0350] [2.3.试验方法] [0351] [2.3.1.硬度] [0352] 从第2材料14(95mm×135mm×35mm)的角部分切出15mm×15mm×35mm的小片。另外，从第3材料16(50mm×50mm×35mm)的中央附近切出15mm×15mm×35mm的小片。对这些小片进行磨削和研磨，调整为能够测定硬度的平行度和表面粗糙度。使用这些小片，在室温测定洛氏C标尺硬度(外周部的硬度H1、中心部的硬度H2)。 [0353] [2.3.2.冲击试验] [0354] 由第2材料14(95mm×135mm×35mm)制作了20个10mm×10mm×55mm的冲击试验片。使用得到的冲击试验片，在15～35℃实施冲击试验。 [0355] [2.4.结果] [0356] [2.4.1.硬度] [0357] 表2示出ΔH、H1及H2。在实施例1～13和比较例3的情况下，块材的外周部的硬度H1为36.7～42.8HRC，中心部的硬度H2为38.8～43.7HRC。另外，H1与H2之差的绝对值ΔH(硬度均质性)为0.5～3.4HRC。即，再次确认了：当Mn/Cr＞0.150且Cr≥5.60质量％时，显示出高的淬透性和高的硬度均质性。由于ΔH小，因此钢材的外周部和钢材的中心部的特性差异也小，可以期待由钢材的哪个部位制作的模具性能都是高位稳定的。 [0358] 在比较例1、2的情况下，块材的外周部的硬度H1分别为41.2和41.8HRC。另外，中心部的硬度H2分别为45.3和45.5HRC。另外，ΔH约为4HRC。 [0359] 即，比较例1、2的Mn/Cr≤0.150且Cr≤5.60质量％，因此淬透性和硬度均质性变差。由于ΔH大，因此钢材的外周部和钢材的中心部的特性的差异也大，取决于由钢材的哪个部分制作，模具的性能有可能会大幅变动。 [0360] [2.5.2.冲击试验] [0361] 表2示出平均冲击值、小于20[J/cm2]的个数以及低冲击值率。实施例1～13的平均2 冲击值均为30[J/cm]以上，并且低冲击值率为30％以下。实施例1～13除了淬透性高以外，由于C量和V量少，因此粗大的异物或呈点列状分布的碳化物或碳氮化物少。结果，即使对从凝固速度小的大剖面材料的中央附近切出的材料进行缓慢淬火，冲击值也是高位稳定的。 但是，由于没有来自C或V的粗大的异物，并且还存在不含C或V的异物，因此冲击值小于20 2 [J/cm]的试验片也以低概率发生。 [0362] 另一方面，比较例1～3的平均冲击值小于30[J/cm2]，低冲击值率超过30％。比较例1～3除了淬透性低以外，由于C量和V量多，因此粗大的异物或呈点列状分布的碳化物或碳氮化物变多。结果，当对从凝固速度小的大剖面材料的中央附近切出的材料进行缓慢淬火时，冲击值变低。 [0363] 比较例3是与实施例1～13相比增加了C量和V量的钢。因此，比较例3的淬透性高，但是粗大的异物或呈点列状分布的碳化物或碳氮化物变多。结果，与实施例1～13相比，比较例3的冲击值降低。即，在大剖面材料的情况下，明显不能仅用淬透性来评价冲击值，可以确认减少C量和V量的重要性。 [0364] 根据表2的结果，可以判断通过PH工序由实施例1～13的钢材制造的大型模具(质量为2000kg以上)的冲击值也比由C量或V量多的现有钢制造的模具高。 [0365] [表2] [0366] [0367] [3.通用性] [0368] 以上，设想压铸模具并进行了验证，但是本发明不限于压铸，可以适用于各种铸造中使用的模具或部件。另外，除了铸造以外，还适用于锻造、热冲压(hot stamp)、挤出加工、树脂的射出成形、树脂的吹塑成形、橡胶或纤维强化塑料的成形或加工等中使用的模具或部件。 [0369] 另外，在上述的验证中，将钢材从920℃开始淬火，在560～600℃回火，调质为约40HRC以评价特性，但是根据广泛的淬火温度和用途，可以将在广泛的回火温度下调整为广泛的硬度的钢材应用于模具或部件。 [0370] 在特性的验证中，使用了熔制的块材，但是也可以将本发明涉及的钢材制成粉末、棒材、线材或板材而利用。 [0371] 例如，如果将本发明涉及的钢材制成粉末，则可以应用于层叠造型(SLM方式、LMD方式等)或PPW等各种逐次成形。 [0372] 另外，如果将本发明涉及的钢材作为熔制的棒材，则也可以由该棒材制造模具或部件。或者，如果将本发明涉及的钢材作为熔制的棒材或线材，则可以将其应用于使用TIG熔接或激光熔接的堆焊的层叠造型或修补。 [0373] 另外，如果将本发明涉及的钢材作为板材，则也可以通过其接合来制造模具或部件。当然，也可以接合由本发明涉及的钢材构成的部材来制造模具或部件。 [0374] 如上所述，本发明涉及的钢材可以适用于具有各种形状的部材。另外，根据由本发明涉及的钢材构成的各种形状的材料，可以使用各种方法制造模具或部件，或者对它们进行修补。 [0375] 以上，对本发明的实施方式进行了详细地说明，但是本发明不受上述实施方式的任何限定，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种改变。 [0376] 本申请基于2022年10月19日提出的日本专利申请2022‑167688，其内容作为参照并入本申请。 [0377] 工业实用性 [0378] 本发明涉及的钢材可以用作在铸造、锻造、热冲压、挤出加工、射出成形、吹塑成形等各种加工中使用的模具或其部件。 |
||||||
QQ群二维码
意见反馈
意见反馈